Ramping热退火直拉重掺锑硅衬底片的增强氧沉淀
第20卷第6期 半 导 体 学 报 V o l.20,N o.6 1999年6月 CH I N ESE JOU RNAL O F SE M I CONDU CTOR S June,1999
Ram p i ng热退火直拉重掺锑
硅衬底片的增强氧沉淀
王启元 王 俊 韩秀峰 邓惠芳 王建华
昝育德 蔡田海 郁元桓 林兰英
(中国科学院半导体研究所 北京 100083)
摘要 本文报道了一种改进本征吸杂技术——低温短时热退火工艺,以增强本征吸杂效果.
在本征吸杂工艺的低温热退火中,用连续的线性缓慢升温(R amp ing)退火替代常规的长时间
低温恒温退火,应用于直拉(CZ)重掺N型硅衬底片,明显增加了氧沉淀等体微缺陷密度,这些
高密度氧沉淀物在随后I C器件热工艺中继续长大,成为稳定的高效本征吸杂中心.从经典的
成核沉淀理论,讨论了R amp ing热退火重掺硅衬底片增强氧沉淀机理.
PACC:6170A,8130M
1 引言
本征吸杂(IG)技术已被广泛应用于提高L S I器件成品率[1].这是由于硅片热退火后,表面形成一层洁净的有源层,而远离有源区的基体内形成高密度的氧沉淀和堆垛层错等体缺陷.这些体缺陷可作为有效的杂质吸除中心,消除整个I C器件工艺中引入的有害杂质和表面缺陷.本征吸杂技术的优点在于它作用于整个I C工艺中,而通常的外吸杂技术仅限于某些特定工艺.
通常的本征吸杂工艺,一般要经历三个退火步骤[2]:(1)高温热退火,硅片表面洁净区形成;(2)低温退火,基体氧沉淀胚芽孵化和晶核形成;(3)高温进一步热退火,氧沉淀生长,形成尺寸较大而且稳定的氧沉淀和各种微缺陷.为了形成高密度氧沉淀等体缺陷,本征吸杂的低温退火通常需要很长退火时间(大于16h),这一缺点在一定程度上限制了该技术在I C器件工艺中的应用.
近年来,随着N N+、P P+C M O S硅外延片广泛应用[3],重掺硅衬底片研究正日益引起足够重视.在本征吸杂研究中,相对比较成熟的适用于轻掺硅的氧引入和氧沉淀行为需要重新审视.研究表明:重掺硅片氧沉淀行为明显不同于轻掺硅片,N型重掺锑抑制氧引入和氧沉淀生成,P+重掺硼增强氧沉淀形成[4].为了在重掺硅衬底片中实现有效本征吸杂,特别针
王启元 1964年出生,副研究员,主要从事硅、SO S材料外延生长及材料物理研究
1998202216收到,1998204201定稿
对N 型重掺锑硅片,如何优化热退火工艺,增强基体内氧沉淀就很关键.材料器件工艺中,N +重掺锑硅片氧沉淀和本征吸杂应用,目前仍没有得到很好解决
.采用长时间低温退火(24～100h ),可以改进氧沉淀[4],获得足够的本征吸杂效果,但是退火时间很长也是该技术的最大缺点.
本文提出了一种短时低温连续慢升温(R am p ing )改进的热退火工艺,升温速率小于
3℃ m in ,引入材料制备和器件制造工艺中
.在低温段,温度以恒定速率连续缓慢升高,确保某一瞬间温度下,氧沉淀晶核临界尺寸扩张速率总是小于氧沉淀生长速率,基体内氧沉淀成核和生长同时进行,因而在随后的高温退火后,形成尺寸较大的高密度稳定氧沉淀等微缺陷,大大缩短了低温退火时间,同时明显增强了重掺硅氧沉淀,提高了本征吸杂效率.2 实验
实验中采用样品为北京有色金属研究总院生产的54″N +〈111〉
重掺锑硅抛光片,硅片厚度为538Λm ,电阻率为010118?c m .由于通常标准厚度的室温红外测氧方法不适用于低
阻重掺硅样品,我们采用了“硅片减薄低温(10K )红外测量方法[5]”
测量硅样品氧含量,间隙氧含量为718×1017c m -3.
重掺硅衬底片样品先后经历三步热退火,如图1所示(见图版I ):(1)1100℃恒温退火2h ,形成硅表面洁净区;(2)低温段650～850℃,先在650℃恒温1h 后,以1℃ m in 连续缓慢升温至850℃(如图1(b )示),以增加氧沉淀成核密度;另外同一硅样品经历通常650℃等温恒温退火,典型退火时间16h (如图1(b )示),作为比较;(3)1050℃高温退火4h ,使基体内氧沉淀生长,形成稳定的氧沉淀微缺陷.为了对比改进的连续慢升温热退火工艺和常规退火工艺对氧沉淀形成的影响,第三步高温退火时间相对减少为4h .所有硅片退火是在常压下由微机控制的扩散炉中进行的,升温速率可在0～10℃ m in 任意调节,退火气氛均为高纯氩气.
退火后硅片样品,进行自然解理,得到(111)自然解理断面.室温下,(111)自然解理面经W righ t 腐蚀液腐蚀3分钟,在光学显微镜下进行显微观察,得到(111)自然解理断面腐蚀结果,从而可以计算退火硅片氧沉淀等微缺陷密度.
3 结果与讨论
3.1 N 型重掺硅初始间隙氧含量测定[5]
由于重掺硅衬底片(电阻率低于0118?c m )高浓度自由载流子红外吸收影响,使得标准厚度室温红外测氧方法受到限制.经过研磨抛光机械减薄制备出厚度小于100Λm 超薄硅片,并结合低温10K 红外透射测量,明显降低并消除了自由载流子红外吸收严重干扰,提高了红外吸收信噪比,在1136c m -1附近得到了明显Si -O 键红外吸收峰.图2(见图版I )给出了不同厚度超薄重掺硅样品的低温10K 红外吸收光谱,可以看出,在113614c m -1得到了信噪比很高间隙氧吸收峰.为了标定低温10K 红外吸收系数与氧含量转换因子,对于一系列不同氧含量中阻硅标样,进行室温和低温10K 红外吸收对比实验,室温下红外吸收氧含量转换因子采用3114×1017c m -2(中国国标标准),得到低温10K 氧含量红外转换因子,?10K =
9546期 王启元等: R amp ing 热退火直拉重掺锑硅衬底片的增强氧沉淀
1179×1016c m -2.
[O i ]=?10K Α113614 Α113614:低温10K 间隙氧红外吸收系数
采用该方法测量了北京有色金属研究总院生产的重掺硅样品初始氧含量为718×1017c m -3,该重掺硅样品氧含量基本与轻掺硅水平接近.
3.2 退火硅样品氧沉淀
图3(见图版I )为重掺硅样品经历通常三步热退火后典型(111)解理断面显微腐蚀结果,氧沉淀成核的低温650℃恒温退火16h .显而易见,经过通常三步热退火工艺,重掺硅衬底片基体大部分并未形成明显氧沉淀,只是在局部形成极少量氧沉淀等微缺陷,平均氧沉淀密度很低.由此证实,与轻掺杂硅片相比,重掺锑硅片氧沉淀受到明显抑制.目前仍存在几种有争议的解释[6～8]:有些研究认为,拉晶过程中,氧化锑很容易挥发,使得重掺锑硅单晶中引入的氧含量明显降低,导致氧沉淀受到抑制.但从实验中氧含量测量结果分析,我们使用的重掺硅片样品氧含量基本与轻掺硅片相当.另一种解释为,硅中空位为氧沉淀成核中心,由于带负电空位(V -)本征缺陷与带正电荷掺杂离子(Sb +)相互作用,使得成核中心的空位浓度明显降低,因而阻碍氧沉淀成核和生长.还有一种解释认为,掺杂离子锑共价半径比较大,r Sb (01136nm )>r Si (01117nm ),这样导致掺杂锑离子附近形成应力场,这种压缩应力抑制氧沉淀形成过程中晶格硅自间隙原子释放,同时使得氧沉淀临界成核半径增大,从而都不利于氧沉淀形成.导致重掺硅氧沉淀抑制的上述三种机制可能同时起作用,但是目前研究尚未能清楚地区分每一种机制所起作用程度
.
图5 退火硅样品的微缺陷数目2尺寸分布
(a )低温650℃短时退火;(b )低温650℃长时恒温
退火(16～100h );(c )改进650～850℃ramp ing 退火;
r a :低温650℃对应晶核临界尺寸;
r b :650
～850℃ramp ing 升温至850℃对应晶核临界尺寸;
r c :高温1050℃对应晶核临界尺寸.图4(见图版I )为重掺硅样品经改进的低温段650
～850℃ram p ing 退火工艺后典型(111)自然解理断面显微腐蚀结果.显而易见,低温650℃恒温长时退火改进为650～850℃ram p ing 退火工艺(升温速率1℃ m in )后,最终硅片表面形成了明显洁净区(如图4(a )示),洁净区宽度约为35Λm ;同时在硅片基体内形成了相对均匀分布的高密度氧沉淀,并伴有堆垛层错等微缺陷出现(如图4(b )示).体缺陷的平均密度为3×106c m -2.从氧沉淀体缺陷密度和表面洁净区质量可见,低温ram p ing 线性退火IG 工艺明显优于常规长时低温恒温退火
IG 工艺
.ram p ing 热退火工艺更有利于增强重掺硅衬底片氧沉淀,提高硅片本征吸杂能
力.
按照经典氧沉淀成核沉淀理论,大于该温
度下临界成核尺寸(r >r C )的氧沉淀晶核在退
火中继续长大,r 将溶解消失.低温退火后,只有尺寸大于高温 临界尺寸的氧沉淀物才能在随后高温退火热 处理中继续长大,形成较稳定的氧沉淀物等微缺陷.对于常规IG 热退火工艺,低温退火时间较短,形成的大部分氧沉淀晶核小于高温下相应的临界尺寸,而在随后的1050℃高温退火中溶解,最终形成的氧沉淀等微缺陷密度很低(如图5(a )阴影部分所示).如果650℃低温退火时间加长16～100h ,低温氧沉淀成核尺寸 064 半 导 体 学 报 20卷 变大,氧沉淀晶核尺寸与密度的分布发生变化,导致高温退火后最终氧沉淀等微缺陷密度有一定程度的增加(如图5(b )阴影部分所示). 另一方面,如果低温段不是保持低温恒温退火,而是在650～850℃采用ram p ing 退火工艺,温度以升温速率1℃ m in 连续增加,氧沉淀晶核的临界尺寸相应增大,同时氧沉淀生长速率也增加.但由于连续升温速率很慢,可以实现氧沉淀成核生长同时进行,保证氧沉淀生长速率大于或与氧沉淀临界尺寸增加速率相当.和常规恒温退火工艺相比,升温的每一时刻,与氧沉淀溶解的竞争中,氧沉淀生长占主导优势,当退火温度上升至850℃时,大于随后高温退火对应的临界尺寸的氧沉淀物的密度明显增加,这样经过1050℃高温退火后,形成高密度的稳定的氧沉淀等微缺陷(如图5(c )阴影部分所示),成为有效的杂质吸除中心.这正是短时低温ram p ing 退火工艺增强重掺硅氧沉淀的机制. 4 结论 低温短时ram p ing 退火工艺不同于常规的低温恒温长时退火的本征吸杂工艺.改进的 ram p ing 退火工艺应用于材料与器件工艺中,能够增强重掺硅衬底片氧沉淀 .低温下以恒定速率连续缓慢升温,氧沉淀物生长速率始终大于该温度下氧沉淀临界尺寸扩张速率,实现氧沉淀成核与生长始终同时进行,提高了重掺硅衬底的氧沉淀密度,并在随后高温退火工艺中进一步生长,形成高密度稳定氧沉淀.成为有效的杂质吸除中心. 参考文献 [1] J .O .Bo rland ,Sem icondcto r Internati onal ,A p ril 1989,144～147. [2] J .O .Bo rland and T .D eacon ,So lid State T echno logy ,1984,27(1):123～131. 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PACC:6170A,8130M 连续退火炉Continuous Annealing Furnace基础知识 1.炉型的选择和应用，采用什么炉子退火，主要根据产品种类和 钢种特性决定（表6-21） 表6-21各类不锈钢退火炉型选择 钢种热轧后冷轧后 马氏体钢罩式炉（BAF）连续退火炉 铁素休钢罩式炉（BAF）连续退火炉 奥氏体钢连续退火炉连续退火炉热轧后的马氏体钢通过BAF在大于A3温度条件下退火。使热轧后的马氏体组织在保温的条件下充分转化奥氏体组织，然后缓冷至一定温度这时完全转变为铁素体组织，消除了热轧后的马氏体组织。另外，在保温期间碳化物也得到均匀分布。 热轧后的铁素体钢几乎总有一些马氏体，因此往往也选用BL 炉。当然，对于单相铁素体钢，热轧后不存马氏体，采用AP（H）炉退火更合理。 热轧后奥氏体钢需通过退火使碳化物溶解和快速冷却防止再析出，所以只能用AP（H）炉。 至于冷却后不锈钢的退火，都是通过再结晶消除加工硬化而过到过到目的的。奥氏体不锈钢除此之外，还要使冷轧时产生的形变 马氏体转变为奥氏体，因此都用AP（C） BA 这样的连续炉退火。如果用BL 炉，则存在以下问题：1. 不管在什么条件下退火，由于退火时间长表面都会氧化，生成不均匀的铁鳞，存在显著的退火痕迹 2. 退火温度较高时，容易粘结和发生层间擦伤等表面缺陷。 ⑵退火条件 ①退火条件的确定按下面的程序框图确定退火条件。 应注意的事项： 用记的加工制造方法变化或对材质的要求变动时，应修订退火条件。初期阶段没有充分把握，应按用户对退火产品的质量评价判定退火条件是否合适。 再结晶特性调查用碳矽棒热处理作实验（画出硬度曲线、 晶粒度曲线、确认金相组织）退火温度设定设定退火温度上、下限值及退火时间 出炉口目标材料温度的设定设定材温仪表指示值的目标值 （上、下限温度） 各段炉温和机组速度设定根据理论计算进行初步设定 机组实际运行试验确认燃烧状况（烧咀负荷等）和 通板状况（机组速度、除鳞性 前后操作状况） 判定性能是否合格根据检查标准判定 退火条件确定 前部工序，如炼钢、热轧、甚至冷轧的条件发生变化，需要修改 热处理变形的原因 在实际生产中，热处理变形给后续工序，特别是机械加工增加了很多困难，影响了生产效率，因变形过大而导致报废，增加了成本。变形是热处理比较难以解决的问题，要完全不变形是不可能的，一般是把变形量控制在一定范围内。 一、热处理变形产生的原因 钢在热处理的加热、冷却过程中可能会产生变形，甚至开裂，其原因是由于淬火应力的存在。淬火应力分为热应力和组织应力两种。由于热应力和组织应力作用，使热处理后零件产生不同残留应力，可能引起变形。当应力大于材料的屈服强度时变形就会产生，因此，淬火变形还与钢的屈服强度有关，材料塑性变形抗力越大，其变形程度越小。 1.热应力 在加热和冷却时由于零件表里有温差存在造成热胀冷缩的不一致而产生热应力。零件由高温冷却时表面散热快，温度低于心部，因此表面比心部有更大的体积收缩倾向，但受心部阻碍而使表面受拉应力，而心部则受压应力。表里温差增大应力也增大。 2.组织应力 组织应力是因为奥氏体与其转变产物的比容不同，零件的表面和心部或零件各部分之间的组织转变时间不同而产生的。由于奥氏体比容最小，淬火冷却时必然发生体积增加。淬火时表面先开始马氏体转变，体积增大，心部仍为奥氏体体积不变。由于心部阻碍表面体积增大，表面产生压应力，心部产生拉应力。 二、减少和控制热处理变形的方法 1.合理选材和提高硬度要求 对于形状复杂，截面尺寸相差较大而又要求变形较小的零件，应选择淬透性较好的材料，以便使用较缓和的淬火冷却介质淬火。对于薄板状精密零件，应选用双向轧制板材，使零件纤维方向对称。对零件的硬度要求，在满足使用要求前提下，尽量选择下限硬度。 2.正确设计零件 零件外形应尽量简单、均匀、结构对称，以免因冷却不均匀，使变形开裂倾向增大。尽量避免截面尺寸突然变化，减少沟槽和薄边，不要有尖锐棱角。避免较深的不通孔。长形零件避免截面呈横梯形。 3.合理安排生产路线，协调冷热加工与热处理的关系 第27卷 第2期2006年2月 半 导 体 学 报 C HIN ES E J OU RNAL O F S EM ICON D U C TO RS V ol.27 N o.2 Feb.,2006 3国家重点基础研究发展规划(批准号:G2000068305),国家高技术研究发展规划(批准号:2001AA311110,2003AA311060,2004AA311080), 国家自然科学基金(批准号:6039072,60476030),国家杰出青年基金(批准号:60025411)和江苏省自然科学基金(批准号:B K2005210,B K2003203)资助项目 通信作者.Email :xzl @https://www.wendangku.net/doc/ec7004939.html, 2005208224收到,2005210212定稿ν2006中国电子学会 In N 薄膜的退火特性 3 谢自力 张 荣 修向前 毕朝霞 刘 斌 濮 林 陈敦军 韩 平 顾书林 江若琏 朱顺明 赵 红 施 毅 郑有 (南京大学物理系江苏省光电功能材料重点实验室,南京 210093) 摘要:对InN 薄膜在氨气氛下的高温退火行为进行了研究.利用XRD ,S EM 和XPS 对样品进行了分析.结果表 明,InN 薄膜的结晶质量和表面形貌并不随退火温度单调变化.由于高温退火时N 原子的挥发,剩下的In 原子在样品表面聚集形成In 颗粒.当退火温度高于425℃时,In 原子的脱吸附作用增加,从而导致样品表面的In 颗粒在退火温度高于425℃时逐渐减少.XRD 和S EM 结果表明In 颗粒密度最高的样品具有最差的结晶质量.这种现象可能是由于In 颗粒隔离了其下面的InN 与退火气氛的接触,同时,金属In 和InN 结构上的差异也可能在InN 中导致了高密度的结构缺陷,从而降低了InN 薄膜的结晶质量. 关键词:InN ;热退火;X 射线衍射;扫描电子显微镜;X 射线光电子谱PACC :7360F ;7155;6820 中图分类号:TN30412+3 文献标识码:A 文章编号:025324177(2006)022******* 1 引言 在Ⅲ族氮化物半导体中,I nN 有其特殊的物理性质.例如,I nN 具有最小的电子有效质量,它决定了I nN 具有最高的峰值和饱和电子漂移速率.这使I nN 在高速、高频电子器件如高电子迁移率晶体管方面有着极为重要的应用价值.I nN 具有最小的禁带宽度(最新报道为017eV ),其和GaN 的合金I n x Ga 1-x N 的带隙宽度覆盖了从红外到紫外的波长范围.因此I n GaN 合金不仅可以用来做紫外和红外光电子器件,而且目前光纤通信中所应用的光学器件也有可能用I n GaN 合金来制备.另外,调节I n x Ga 1-x N 中的I n 组分可以用来制备不同禁带宽度的多结太阳能电池,其理论效率可达到70%以上.因此,I nN 作为Ⅲ族氮化物半导体中的一员,有 着重要的研究价值[1] .但是直到现在,对于I nN 材料的研究还不够充分,一些光电子参数比如光学常数、禁带宽度、载流子的有效质量和声子波数等都有待更精确地确定,这主要是因为高质量的I nN 薄膜很难制备[2]. 由于I nN 具有低的离解温度(≥600℃分解)要求低温生长,而作为氮源的N H 3的分解温度较高,在1000℃左右,这是I nN 生长的一对矛盾.其次,对 于I nN 材料生长缺少与之匹配的衬底材料.这就使 得高质量I nN 材料生长特别困难.因此I nN 材料的研究几乎没有取得什么进展.我们对I nN 材料的性质知之甚少[3,4]. 最近几年,由于科学技术的进步和发展,I nN 材料生长技术也越来越成熟.生长的I nN 材料中杂质也越来越少.特别是2002年,对I nN 材料本征能隙认识的新突破,对于纯度更纯的I nN 材料,其能隙是016～017eV ,而不是人们一直认为的119eV.这使得I nN 材料在微电子和光电子领域中的应用将有更好的表现.在国际上也因此掀起了一股I nN 材料的研究热潮.因而有必要对I nN 材料进行研究[5]. 本文对I nN 薄膜在氨气氛下的高温退火行为进行了研究.利用X RD ,S EM 和XPS 对样品进行了分析.结果表明,I nN 薄膜的结晶质量和表面形貌并不随退火温度单调变化.由于高温退火时N 原子的挥发,剩下的I n 原子在样品表面聚集形成I n 颗粒.当退火温度高于425℃时,I n 原子的脱吸附作用增加,从而导致样品表面的I n 颗粒逐渐减少.X 射线衍射(X RD )和电子显微镜(S EM )结果表明,I n 颗粒密度最高的样品具有最差的结晶质量.这种现象可能是由于I n 颗粒隔离了其下面的I nN 与退火气氛的接触,同时,金属I n 和I nN 结构上的差异也 酸洗退火技能培训 退火温度和时间对制备多晶硅薄膜的影响 摘要：通过PECVD法于不同温度直接沉积非晶硅(a-Si∶H)薄膜,选择于850℃分别退火2h、3h、6h、8h,于700℃分别退火5h、7h、10h、13h,于900℃分别退火1h、3h、8h,分别于720℃、790℃、840℃、900℃、940℃退火1h,然后用拉曼光谱和SEM进行对比分析,发现退火温度与退火时间的影响是相互关联的,并且出现一系列晶化效果好的极值点。 关键词：PECVD法；非晶硅薄膜；多晶硅薄膜；二次晶化；拉曼光谱；扫描电镜 0引言 太阳能电池作为一种清洁能源正越来越受到人们的重视。太阳能电池分为单晶硅、多晶硅和薄膜太阳能电池等。单晶硅和多晶硅电池技术成熟、效率高,但成本较高。薄膜材料与单晶硅和多晶硅材料相比,在成本降低方面具有诱人的前景。硅薄膜材料分非晶硅和多晶硅2种,非晶硅薄膜材料制造工艺相对简单,但转换效率低、寿命短、稳定性差,将其进一步晶化成寿命长、转换效率相对高的多晶硅薄膜材料被认为是薄膜太阳能电池未来发展的方向,将非晶硅薄膜材料二次晶化成为多晶硅薄膜是有意义的研究方向。 多晶硅薄膜泛指晶粒在几(十)纳米到厘米级的硅薄膜。制备多晶硅薄膜主要包括2个过程---沉积硅膜和再晶化。2个过程都可采用不同的方法。沉积可采用化学气相沉积法(CVD)和物理气相沉积法(PVD)。低温下沉积硅薄膜难以形成较大的晶粒,不利于制备较高效率的电池,需要通过二次晶化技术,提高晶粒尺寸。目前,二次晶化的方法主要有固相晶化法(SPC)金属诱导晶化(MIC)、区熔晶化(ZMR)等。本实验先用等离子体增强化学气相沉积法(PECVD法)在玻璃上低温沉积非晶硅薄膜,再利用常规电阻加热炉退火制备多晶硅薄膜。 1实验 第一步,将清洗过的石英玻璃衬底置于PECVD系统中,射频辉光放电分解SiH4+H2制得非晶硅薄膜。真空度为5.6×10-4Pa,氢稀释比为95%,沉积室中电极间距为2cm,工作气压为133.3Pa,放电功率为60W,沉积时间为2.5h,厚度约为0.84μm。第二步,氮气保护下,样品于850℃分别退火2h、3h、6h、8h,于700℃分别退火5h、7h、10h、13h,于900℃分别退火1h、3h、8h,分别于720℃、790℃、840℃、900℃、940℃退火1h,自然冷却后取出。第三步,采用REN-ISHAW-2000拉曼光谱分析样品,计算晶化率,并采用JEOLJSM-5610LV扫描电镜观察样品。 2结果与分析 图1是非晶硅薄膜于850℃分别退火2h、3h、6h、8h的拉曼光谱图。由图1可知,在退火温度不变的情况下,随着退火时间的延长,非晶硅薄膜的晶化越来越充分,520cm-1处的晶硅特征峰非常明显,晶化效果很好。850℃退火2h的晶化率为55%,从520cm-1处的晶硅特征峰的相对高度看,850℃退火3h硅膜结晶的情况相对较好,晶化率为67%。在退火温度不变的情况下,随着退火时间的延 长,520cm-1处的晶硅特征峰相对高度降低,8h时晶化率为58%。从图1可以看 常用变形铝合金退火热处理工艺规 1 主题容与适用围 本规规定了公司变形铝合金零件退火热处理的设备、种类、准备工作、工艺控制、技术要求、质量检验、技术安全。 2 引用文件 GJB1694变形铝合金热处理规 YST 591-2006变形铝及铝合金热处理规 《热处理手册》91版 3 概念、种类 3.1 概念：将变形铝合金材料放在一定的介质加热、保温、冷却，通过改变材料表面或部晶相组织结构，来改变其性能的一种金属热加工工艺。 3.2 种类 车间铝合金零件热处理种类：去应力退火、不完全退火、完全退火、时效处理。 4 准备工作 4.1 检查设备、仪表是否正常，接地是否良好，并应事先将炉膛清理干净； 4.2 抽检零件的加工余量，其数值应大于允许的变形量； 4.3工艺文件及工装夹具齐全，选择好合适的工夹具，并考虑好装炉、出炉的方法； 4.4 核对材料与图样是否相符，了解零件的技术要求和工艺规定； 4.5在零件的尖角、锐边、孔眼等易开裂的部位，应采用防护措施，如包扎铁皮、石棉绳、堵塞螺钉等； 5 一般要求 5.1 人员： 热处理操作工及相关检验人员必须经过专业知识考核和操作培训，成绩合格后持证上岗5.2 设备 5.2.1 设备应按标准规要求进行检查和鉴定，并挂有合格标记，各类加热炉的指示记录的仪表刻度应能正确的反映出温度波动围； 5.2.2 热电温度测定仪表的读数总偏差不应超过如下指标： 当给定温度t≤400℃时，温度总偏差为±5℃； 当给定温度t＞400℃时，温度总偏差为±(t/10)℃。 5.2.3 加热炉的热电偶和仪表选配、温度测量、检测周期及炉温均匀性均应符合QJ 1428的Ⅲ类及Ⅲ类以上炉的规定。 5.3 装炉 5.3.1 装炉量一般以装炉零件体积计算，每炉零件装炉的有效体积不超过炉体积一半为准。 5.3.2 零件装炉时，必须轻拿轻放，防止零件划伤及变形。 5.3.3堆放要求： a.厚板零件允许结合零件结构特点，允许装箱入炉进行热处理，叠放时允许点及较少的线接触，避免面接触，叠放间隙不小于10mm. b.厚度t≤3mm的板料以夹板装夹，叠放厚度≤25mm，零件及夹板面无污垢、凸点，零件间、零件与夹板间应垫一层雪花纸，以防止零件夹伤。 5.3.4 装炉后需检查零件与电热原件，确定无接触时，方可送电升温，在操作过程中，不得随意打开炉门； 5.3.5 加热速度：变形铝合金退火的加热速度约13℃～15℃/秒，例如加热到410℃设定时间为0.5小时。 退火酸洗 （一）冷轧不锈钢的酸洗 酸洗是冷轧不锈钢的必经工序。现代化宽带不锈钢生产都是将退火与酸洗设在同一机组连续作业，称之为连续退火酸洗机组，如AP （H）、AP（C）等。 1、酸洗的目的 酸洗的目的是去掉热轧及退火过程中在钢带表面形成的铁鳞，即氧化层。除此之外，酸洗另一个目的是对不锈钢表面进行钝化处理，提高钢板耐蚀性。冷轧成品的酸洗尤为重要。 不过，由于不锈钢的铁鳞中含有与基体结合更为紧密的氧化铬，造成酸洗困难。因此，为提高酸洗效果，必须在酸洗之前进行破鳞处理（简称预处理）。 2、酸洗前的预处理 酸洗前预处理有两种方式：一是机械破鳞，通常用于热轧卷，这种处理方法主要有2种：一种是喷丸机处理；另一种是破鳞辊处理。二是化学方法，通常用于冷轧卷。 喷丸处理是利用压力和离心力使很小的钢丸以很高速度喷射在运行带钢的表面进行除鳞。喷丸机的基本结构和原理是：丸粒通过料斗和导筒送入叶轮装置，从正反两面喷射，喷射后流入下部的丸粒再通过螺旋桨、斗式提升机等循环装置送到机体上部，用分离器将氧化皮和碎丸分离出来，然后将可用钢丸再送回叶轮装置循环使用。喷丸处 理能力主要由叶轮装置的输出功率，投射量和投射速度决定，它是喷丸机最重要的技术指标。 破鳞辊处理是利用一组辊子（包括前后夹送辊、破鳞辊、矫直辊等）使钢带呈“S”形反复弯曲，使带钢表面上的铁鳞龟裂，以便易于剥落。这种方法不会损伤热轧卷的表面，这种方法可代替喷丸处理或与喷丸处理组合使用，并且能改善带钢板形。 化学方法处理（盐浴法）也称碱洗法。这种方法的特点是：在酸洗槽前设置碱槽和水洗槽，碱槽中装入NaOH 及氧化剂等盐类（例如某厂采用的成分配比为：NaOH 60% NaNO3 30% NaCL 10%），形成熔融的盐浴。钢带通过盐浴浸渍，铁鳞上产生龟裂和鼓包。然后钢带进入水洗槽冷却和冲洗，冲洗时产生的水蒸汽又使铁鳞发生物理性剥离，从而使下步酸洗容易进行。这种方法所以适用于冷轧卷酸洗前予处理，还因为它能去除钢带表面上的油脂和其他污垢，使酸洗表面更均匀。 盐浴处理方法的优点是：（a）熔盐仅与不锈钢的铁鳞发生作用，而不会侵蚀母材金属；（b）处理时间短；（c）不会产生氢脆。但也存在以下缺点；（a）盐浴温度降到300℃以下时则固化；（b）随着机组速度的提高，附着在带钢上、被带钢的碱量急剧增加，不仅增大成本，而且污染周围的环境；（c）盐槽中的浸入铁辊容易使钢带表面产生缺陷。 鉴于上述情况，目前世界上大多数不锈钢厂都不采用盐浴法,而改用中性盐电解法．一般采用硫酸钠溶液作为电解质，带钢在电极作用 热处理工艺、操作与变形关系 一、预处理 淬火前通过对工件进行消除应力、改善组织的预备热处理，对减少淬火变形是非常有利的。预处理一般包括球化退火、消除应力退火，有些还采用调质或正火处理。 ①消除应力退火：在机械加工过程中，工件表层在加工方法、背吃刀量、切削速度等的影响下，会产生一定的残余应力，由于其分布的不均衡，导致了工件在淬火时产生了变形。为了消除这些应力的影响，淬火前将工件进行一次消除应力的退火是必要的。消除应力退火的温度一般为500-700 ℃，在空气介质中加热时，为防止工件产生氧化脱碳可采用500-550 ℃进行退火，保温时间一般为2-3h。工件装炉时要注意可能因自重引起的变形，其他操作同一般退火操作。 ②以改善组织为目的的预热处理：这种预处理包括球化退火、调质及正火等。 ——球化退火：球化球退火是碳素工具钢及合金工具钢在热处理过程中必不可少的工序，球化退火后所获得的组织对淬火变形趋势影响很大。所以可以通过调整退火后的组织来减少某些工件有规律的淬火变形。 ——其他预处理：为减少淬火变形所采用的预处理方法有很多种，如调质处理、正火处理等。针对工件产生淬火变形的原因及工件所用材料，合理地选用正火、调质等预处理对减少淬火变形是有效的。但应对正火后引起的残余应力及硬度提高对机加工的不利影响应给予注意，同时调质处理对含W Mn 等钢可减少淬火时胀大，而对GCr15等钢种的减少变形作用不大。 在实际生产中要注意分清淬火变形产生的原因，即要分清淬火变形是由残余应力引起的还是由组织不佳引起的，只有这样才能对症处理。若是由残余应力引起的淬火变形则应进行消除应力退火而不用类似调质等改变组织的预处理，反之亦然。只有这样，才能达到减少淬火变形的目的，才能降低成本，保证质量。 以上各种预处理的具体操作同其他相应操作，此处不赘述。 JISCO冷轧工艺设备冷退火酸洗线 为退火酸洗连续生产线，以20辊轧机轧制后的带卷为原料，主要为消除冷加工硬化并满足产品综合力学性能、表面质量的要求，产品一部分为成品，经后续处理成为2B、2D、No.3、No.4、HL等产品，另一部分作为轧机原料，进行二轮轧制处理。 2.1设计参考 年生产能力：18万吨 年工作时间：7200ｈ 综合成材率：98.5％ 2.2原料、产品品种与规格 原料 冷轧机轧后钢卷 材质：AISI 300、400系列 宽度：750～1350mm 厚度：0.3～3.0mm 产品 执行标准：DIN、ASTM、JIS、GB等 材质： AISI 300、400系列 宽度：750～1350mm 厚度：0.3～3.0mm 2.3主要工艺流程 入口带卷鞍座、小车→开卷机→纸带收卷机→直头机→入口切头剪→焊机→预处理段（热水洗、碱洗）→入口活套→退火炉→冷却段→干燥段→电解酸洗→混酸洗→漂洗段→干燥段→出口活套→检查台→夹送辊→切头剪→卷取机→垫纸机→钢卷小车 工艺配置简图见图1 图1 2.4 处理线主要工序简介 ?入口段 有两个开卷站，每个站包括带卷、带卷装载小车（有带卷直径、宽度测量功能）、开卷机、纸带卷取机、开卷器、直头机和切头剪等设备，用于带卷的装载、喂料和焊接。 钢卷存储鞍座 功能：存储待处理原料 结构特点：V型钢结构表面衬聚亚氨酯 钢卷运输上料小车 功能：将钢卷从存储鞍座运输至卷取机并装到卷取机芯轴上结构特点： 由液压缸驱动抬升平台，抬升平台上安装有2个不驱动的托辊，用来支撑钢卷； 行走机构由电机减速箱通过链轮、链条驱动； 在不驱动的行走轮上装有脉冲发生器，对小车行程精确定位。 ●纸带卷取机 功能：开卷机开卷作业中，将钢卷中衬纸进行卷取。 结构特点： 卷取机芯轴为气动式涨缩芯轴，由变速电机驱动； 安装有光电检测元件检测纸带工作情况（断带检测）； 芯轴头部装有外支撑轴承。 ●开卷机 功能： 热处理变形： 一:钢的内应力及应力变形: 1.热应力:冷却初期表面为拉应力,心部为压应力.冷却最终则是表面为压应力,心部为拉应力. 组织应力:冷却初期表面为压应力,心部为拉应力.冷却最终则是表面为拉应力,心部为压应力. 附加应力:因表面和心部组织结构的不均匀性及钢件内部的弹塑性变形不一致形成的内应力. 局部淬火或表面淬火:表层呈现压应力,中心呈现拉应力. 渗碳件淬火:冷却初期表面为拉应力,心部为压应力.冷却最终则是表面为压应力,心部为拉应力.(最大的压应力不在渗碳层的最外层,而存在于渗碳层表面以里约50-60%的深度处,此处碳浓度低于0.5%). 2.影响钢的内应力的因素: 1)钢的化学成分的影响: 在全淬透的情况下,试样表层和中心显现压应力,中间层显现拉应力,故表层的应力分布以热应力为主,而内部则以组织应力主.随着含碳量的增加,热应力减弱,组织应力逐渐增强,因此表层的压应力减小,中间层的拉应力略有下降,心部的压应力则增大,且中间层的拉应力最大值随含碳量的增加而移向表层.因切向应力较大,故对高碳钢极易产生纵向裂纹. 在未淬透的情况下,钢件表层为压应力,心部为拉应力.淬透性愈小,表层压应力愈大. Ms点温度较高的钢,热应力作用较强烈,残余拉应力最大值移向中心,表层显现压应力. 2)淬火工艺的影响: 淬火加热温度愈高,产生的淬火应力愈大,但径向应力变化较小,切向和轴向应力变化较大.加热温度高,还易于造成钢的过热,即组织粗大化而导致脆性增大,易引起开裂. a:水淬钢全部淬透时,其应力分布为表面和心部呈压应力,中间区域呈拉应力,即属于热应力和组织应力重叠型的分布规律.当中心未淬透时,表面被淬火部分受压应力,中心受拉应力作用. b:油中全淬透时,表层具有拉应力,心部为压应力,即属于单一的组织应力分布规律.未淬透时,表层具有压应力,心间为拉应力,但应力变化较缓和. c:在穿透淬火时,水淬钢的最大拉应力值显现在钢件表面附近,油淬钢的拉应力显现在钢的表面.这种表面附近的拉应力是形成淬火裂纹的主要危险.这时切向应力大于轴向应力,易形成纵向裂纹. 3)钢件尺寸大小和形状的影响: 内孔直径很小的圆套筒的淬火应力是内孔的表面和外表面具有压应力,中间层为拉应力.内孔直径稍大时,随壁厚的减小热应力的影响急剧减小,从而其残余应力的分布是内表面和外表面具有拉应力,中间层具有压应力.在淬火效果差时,内表面产生的拉应力将很大,故内径小的高碳钢套筒内壁易产生淬火裂纹.内径进一步增大,壁厚进一步减小时,组织应力的影响增强,热应力分布减弱,则总的淬火应力趋于降低. 4)钢件表面脱碳的影响:脱碳使得钢伯的脱碳层具有拉应力. 脱碳层浓度不同,其应力分布也有差别:随脱碳层浓度的增加,表面的切向应力由压应力转变为拉应力.轴向应力则随脱碳层浓度的增加,开始为拉应力而后转为压应力. 收稿日期:2010-03-15 基金项目:中国博士后基金资助项目(20090461331)1 作者简介:张天红(1981— ),男,湖北武汉人,电子科技大学应用物理系硕士生,从事材料研究. 2010年6月第31卷第3期湛江师范学院学报J OU RNAL O F ZHANJ IAN G NORMAL COLL EGE J un 1,2010Vol 131 No 13 退火对Z nS 薄膜光学性质和结构的影响 张天红1,薛书文1,2,苏海桥1,袁兆林3,陈 猛1,祖小涛1 (1.电子科技大学应用物理系,四川成都610054;2.湛江师范学院物理学院,广东湛江524048; 3.电子科技大学微电子与固体电子系,四川成都610054) 摘 要:采用真空蒸发法在石英基片上制备了ZnS 薄膜,把制备好的ZnS 薄膜进行退火处理,温度从300℃到900℃,退火时间为1h.利用扫描电镜(SEM )研究了薄膜厚度随退火温度的变化,利用光致发光谱(PL )和光吸收研究了在不同退火温度处理下薄膜光学性质的变化.结果显示,700℃随退火温度的升高,薄膜厚度变小,而700℃以后,随退火温度的升高薄膜厚度变大.光吸收显示,随退火温度的升高,薄膜在可见光范围内的光吸收逐渐降低,光学带宽发生蓝移,700℃以后,随退火温度身高,光吸收有一定的升高,光学带宽发生红移.光致发光显示,随退火温度的升高,ZnS 薄膜与深能级缺陷相关的发光带(DL E )增强,700℃后薄膜,随退火温度的升高,DL E 减弱1 关键词:ZnS 薄膜;SEM ;光致发光;退火 中图分类号: 文献标识码:A 文章编号:1006-4702(2010)03-0047-06 0 引 言 ZnS 是一种II 2V I 族化合物,在室温下禁带宽度约为3.7eV ,作为一种宽禁带的半导体材料,近年来受到极大的关注,并广泛应用于光电器件的制备中,如光发射二极管[1],阴极射线管[2],薄膜电致发光器件[3],光电电池窗口材料[4]和激光二极管等[5].同时,如何制备高质量的ZnS 薄膜也得到了广泛的研究,报道的制备方式有很多,比如溅射法[6],脉冲激光沉积法[7],金属有机化学沉积法[8-11],分子束外延法[12],光化学沉积[13],化学洗浴沉积法[14]以及真空蒸发法[15-16]. 蒸发法具有一些明显的优点,包括较高的沉积速度,相对较高的真空度,以及由此导致的较高的薄膜纯度,并且制得的薄膜表面清洁,对设备的要求低,操作容易,用掩模可以获得清晰的图形,薄膜生长机理较单纯,因此受到了较多的重视. 薄膜的性质与其微结构密切相关,微结构决定性能.对于一定厚度的薄膜,对其进行退火处理,随着退火温度的变化,其微结构也相应的变化,从而导致其电学性质和光学性质出现变化.因此,对ZnS 薄膜进行不同退火温度的处理,并对其微结构以及相应的光学性质的研究具有重要的意义. 1 实 验 1.1 薄膜制备 本实验利用DM 2300型镀膜机(北京仪器厂)在石英玻璃(1×1cm 2)衬底上蒸镀ZnS 膜.蒸镀ZnS 膜之前,采用严格的化学清洗技术:首先在丙酮中超声波震荡10min 以去除衬底上的油脂,然后以去离子水冲洗5min ;接着在乙醇中超声波震荡10min 以去除有机物,同样以去离子水冲洗5min ;此后用5%浓度的氢氟酸(HF )溶液浸泡5min ,以去除衬底表面氧化物污染,最后再用去离子水冲洗5min ,热空气吹干.为了进一 冷轧不锈钢的退火及酸洗工艺 不锈钢热轧带钢经热带退火酸洗后，为了达到一定的性能及厚度要求，需进行常温轧制处理，即冷轧。不锈钢冷轧时发生加工硬化，冷轧量越大，加工硬化的程度也越大，若将加工硬化的材料加热到200-400C就能够排除变形应力，进一步提升温度则发生再结晶，使材料软化。冷轧后的退火按退火方式分为连续卧式退火和立式光亮退火；按退火工序分为中间退火和最终退火。顾名思义，中间退火是指中间轧制后的退火，而最终退火是指最终轧制后的退火，两者在工艺操纵和退火目的上无全然区别，因此下文统称为冷轧退火或者退火。 连续卧式退火（连退炉） 连退炉是目前广为使用的退火设备，广泛用于带钢的热处理，其 特点是带钢在炉内呈水平状态，边加热边前进。炉子的结构一样要紧由预热段、加热段和冷却段组成。卧式退火炉通常与开卷机、焊机、酸洗线等组成一条连续退火酸洗机组。 冷轧退火对不锈钢成品材料的机械性能有专门大阻碍，如晶粒度、抗拉强度、硬度、延伸率和粗糙度等。其中退火温度和退火时刻对冷轧材料再结晶后的晶粒度具有最直截了当的阻碍。 10晶粒度（ASTM） 8退火时刻（分） 图1.SUS304带钢1100C时退火时刻与晶粒度关系示意图 如前所述，连退炉一样由预热、加热、冷却三大部分组成。预热段没有烧嘴燃烧，而是利用后面加热段的辐射热来加热带钢，如此能够有效的利用热能，节约能源成本。 加热段利用燃料燃烧直截了当对带钢进行加热，该段一样分为若干各区, 每个区都有高温计来操纵和显示温度。燃烧后高达700多度的废气被废气风机抽出加热室后进入换热器，在换热器内将冷的燃烧空气进行加热（可加热 到400 多度），加热后的燃烧空气直截了当被送到各个烧嘴。换热器的目的在于有效回收废气热量。 炉内燃烧条件的治理。燃料（液化石油气或天然气）在炉内的燃烧状况对质量、成本、热效率等都有专门大阻碍。空燃比是燃烧治理的一个重要指标。空燃比越高，燃烧越充分，然而排废量也相应增加，炉内氧含量提升，增加了带钢的氧化程度。反之，空燃比偏低，则燃烧不充分，增加了燃料成本，而且容易引起煤气斑点等缺陷。 炉内张力。张力的操纵关于幸免焊缝在炉内断带以及防止带 钢擦划伤等专门重要。通常以单位张力表示（kg/mm2）。张力一样操纵在0.4-0.6 kg/mm2。薄带通常稍大于厚带，以纠正带钢在炉内的跑偏现象。 炉内压力。压力低于外界压力时，冷空气会进入炉内，增大热缺失；而压力过高，会因高温气体排出炉外而造成热量白费，同时损害炉体设备。较理想的炉压为微正压（8-25Pa）。 带钢达到目标温度后，赶忙进入冷却段进行冷却。冷却方式分为传统冷却和气垫冷却两种。传统冷却一样由空冷、雾冷和水冷组成。气垫冷却是近年刚刚在国内兴起的一种冷却方式。它的要紧优点在于高温加热后的带钢不与辊子接触，带钢由高压气体支撑悬浮在冷却室内。若干个大功率的风机负责从带钢的上下方输送空气。气垫冷却的关键在于合理的调剂和操纵气体的压力，以幸免压力波动造成带钢擦划伤。由于气垫冷却室内没有辊子，幸免了许多可能产生的缺陷，因此，它专门适合生产以薄带为主的机组。 冷却段是带钢产生缺陷较为密集的地点。在操纵上除了合理设定压力和带钢张力以幸免擦划伤外，还应操纵好带钢的冷却速率。关于奥氏体带钢来讲（如SUS30⑷，在850-500C之间大冷却速率一样不得小于20C /s,否则会发生碳化物析出，阻碍材料性能。但冷却速率也不宜过大，否则容易引起冷却皱纹等缺陷。 立式光亮退火（光亮炉） 光亮退火机组一样由开卷机、焊机、脱脂段、出入口活套、光亮退火炉和卷取机等组成。带钢在光亮炉内呈垂直状态，边加热边垂直运行。炉内以还原性气体H2 作为爱护气体，带钢在炉内几乎不产生氧化。光亮产品的“光亮”性 热处理变形产生的原因及控制方法 学院：化学化工学院班级：09材料化学姓名：张怡群学号：090908050 摘要：热处理变形是热处理过程中的主要缺陷之一，对于一些精密零件和工具、模具，常常会因为热处理变形超差而报废。为此，本文对热处理变形产生的原因进行了阐述，并总结了减少和控制热处理变形的几种方法。 关键词：热处理变形、产生原因、控制方法 前言：金属热处理是将金属工件在适当的温度下通过加热、保温和冷却等过程，使金属工件内部组织结构发生改变，从而改善材料力学、物理、化学性能的工艺。热处理是改善金属工件性能的一种重要手段。在工件制造中选取合适的材料后，为了达到工艺要求而经常采用热处理工艺，但是热处理除了具有积极作用外，在处理过程中也不可避免地会产生形变。在实际生产中，热处理产生的变形，对后续工序的影响是至关重要的，有些贵重材料和一些机器中的重要零部件，因变形过大而导致报废。钢件在热处理过程中由于钢中组织转变时比容变化所造成的体积膨胀，以及热处理所引起的塑性变形，使钢件体积及形状发生不同程度改变。变形是热处理较难解决的问题，要完全不变形是不可能的，一般是把变形量控制在一定范围内。 正文：1热处理变形的原因在生产实际中，热处理变形的表现形式多种多样，有体积和尺寸的增大和收缩变形，也有弯曲、歪扭、翘曲等变形，就其产生的根源来说, 可分为内应力造成的应力塑性变形和比容变化引起的体积变形两大类。 (1) 内应力塑性变形 热处理过程中加热冷却的不均匀和相变的不等时性, 都会产生内应力, 在一定塑性条件的配合下, 就会产生内应力塑性变形。在加热和冷却过程中, 零件的内外层加热和冷却速度不同造成各处温度不一致,致使热胀冷缩的程度不同, 这样产生的应力变形叫热应力塑性变形。在加热和冷却过程中, 零件的内部组织转变而发生的时间不同, 这样产生的应力变形叫组织应力变形塑性变形。 (2) 比容变形在热处理过程中, 各种相结构的组织比容不同,在相变时发生的体积和尺寸变化为比容变形。比容变形一般只与奥氏体中碳和金元素的含量、游离相碳化物、铁素体的多少、淬火前后组织比容变化差和残余奥氏体的多少和钢的 影响淬火热处理变形的原因 淬火是将钢件加热到临界温度以上,保温适当的时间,然后以大于临界冷却速度冷却,获得马氏体或贝氏体组织的热处理工艺,它是强化钢材的最重要的热处理方法。大量重要的机器零件及各类刀具、刃具、量具等都离不开淬火处理。需要淬火的工件,经过加热后,便放到一定的淬火介质中快速冷却。但冷却过快，工件的体积收缩及组织转变都很剧烈，从而不可避免地引起很大的内应力，容易造成工件变形及开裂。由于淬火变形影响因素非常复杂，导致变形控制十分棘手。而采用校直办法纠正变形或通过加大磨削加工余量，都会增加成本，因此研究钢件淬火热处理变形的影响因素，提出防止变形的措施是提高产品质量、延长零部件使用寿命、提高经济效益的重要课题。 零件热处理变形原因分析 1 热应力引起的变形 钢件在加热和冷却过程中,将发生热胀冷缩的体积变化以及因组织转变时新旧相比容差而产生的体积改变。零件加热到淬火温度时,屈服强度明显降低,塑性则大大提高。当应力超过屈服强度时,就会产生塑性变形,如果造成应力集中，并超过了材料的强度极限,就会使零件淬裂。导热性很差的高碳合金钢,如合金模具钢Cr12MoV、高速钢W18Cr4V之类的工具钢，淬火加热温度很高，如不采用多次预热和缓慢加热,不但会造成零件变形,而且会导致零件开裂而报废。此外,铸钢件和锻件毛坯,如果表层存在着一层脱碳层,由于表层和心部导热性能不同,在淬火加热较快时,也会产生热应力而引起变形。冷却时由于温差大,热应力是造成零件变形的主要原因。 2 组织应力引起的变形 体积的变化往往与加热和冷却有关,因为它和钢的膨胀系数相关。比容的变化导致零件尺寸和形状的变化。组织应力的产生起源于体积的收缩和膨胀，没有体积的膨胀,就没有组织转变的不等时性,也就没有组织应力引起的变形，导致热处理变形的内应力是热应力和组织应力共同作用形成的复合应力，热应力和组织应力综合作用的结果是不定的,可能因冷却条件及淬火温度的不同而产生不同情况，淬火应力是由急冷急热应力及由组织转变不同时所引起的应力综合构成的。 影响淬火热处理变形的主要因素 在实际生产中，影响淬火热处理变形的因素有很多,其中主要包括钢的原始组织、含碳量、零件尺寸和形状、淬火介质的选择、淬火工艺、钢的淬透性等。 1 钢中的含碳量对零件淬火热处理变形的影响 形成显微裂纹敏感度随马氏体中碳含量增高增大。当钢中碳含量大于1.4%时，形成显微裂纹敏感度反而减小。因为钢中碳含量大于 1.4%时马氏体的形态改变了，片变得厚而短，马氏体片之间的夹角变小，撞击机会和应力都有所减小。 罩式退火和连续退火优缺点 1）生产工艺 全氢罩式退火炉是冷轧钢卷以带有少量残余乳化液的状态，未作脱脂便送入罩式退火炉进行退火处理，在氢气气氛中冷却，然后通过平整机中间库直接送往平整机，再检查等，设备布置空间大，生产周期长，但产品规格和产量变化灵活性强。连续退火线上冷轧带卷在进口段进行脱脂，在连续退火的第一段进行退火，随后采用气体或水等进行冷却，在退火第二段进行时效处理，然后进行在线平整，检查等，设备布置紧凑，占地面积小，生产周期短，但产品规格范围覆盖面不宜太宽，产量不宜太低。 2）总成本 所谓总成本包含工艺设备新建的投资费用再加上生产运行费用。对于全氢罩式退火工艺途径来说，其投资、消耗与维修费用与连续退火线相比都要低，只有人员较多和材料损失比较高。此外，对于连续退火线而言，还应累加冶炼深冲钢种所需的附加费用(用于真空脱气、微合金化等)以及较昂贵的酸洗费用(用于清除热轧卷取温度较高而形成的红色氧化铁皮)。所以，从有关的资料评价估计全氢罩式退火炉的总成本比连续退火机组低。 3）品种性能 品种方面，全氢罩式退火通常生产的品种有CQ、DQ和DDQ，生产EDDQ、S―EDDQ、HSLA等品种难度很大，适合小批量、多品种生产。连续退火品种有CQ、DQ、DDQ、EDDQ、S―EDDQ、HSLA、HSS等，生产厚规格(大于2．5mm)产品有困难，规格范围太宽将增加控制难度，适合大批量、少品种生产。表面洁净度方面，全氢罩式退火通过建立正确退火制度，加上在热轧、冷轧的预防措施(严格控制板形、新型轧制技术、一定程度的均匀粗糙度、精确的卷取张力等)，减少粘结、折边、碳黑等缺陷。而连续退火后的钢板表面十分光洁，不会出现粘结、折边、碳黑等缺陷，适合生产表面质量要求高的钢板。深冲性方面，对于铝镇静钢而言，一般用全氢罩式退火比用连续退火质量要优，其机械性能均匀，塑性应变比r 值、加工硬化指数n值一般都能高于连续退火的产品。近年发展起来的微合金化超深冲(IF)钢，又称无间隙原子钢，该钢具有极优良的成形性，即高r值(r>2．0)、高n值(n>0．25)、高伸长率(8>50％)和非时效性(AI=0)。用连续退火生产出的IF钢的深冲性要优于用全氢罩式退火生产出的铝镇静钢的深冲性。无论用全氢罩式退火还是用连续退火均可生产微合金化超深冲(IF)钢，但用全氢罩式退火生产(IF)钢效率较低。连续退火工艺是以严格控制钢的成份为基础的，炼钢工序中需低碳、低锰，磷、硫等杂质含量要低，而这些控制技术难度高，工艺操作复杂。国外(日本等)IF钢的退火主要采用连续退火工艺，国内F钢的退火则主要采用全氢罩式退火工艺。用全氢罩式退火生产一般冷轧板热轧中低温卷取即可，用连续退火生产一般冷轧板热轧中需高温卷取。用连续退火生产IF钢时可省去过时效处理，热轧又可采用低温加热及低温卷取，比用全氢罩式退火生产IF钢优势大。对于汽车上的难冲件，用IF钢生产比用铝镇静钢生产成品率高。 强度方面，高强度板按强化机理主要有：固溶强化型加磷钢板、弥散强化型高强度低合金钢板、相变强化型双相钢板和马氏体钢板、烘烤硬化型的BH钢板等等。全氢罩式退火一般生产软质钢板，生产的低合金结构高强钢(HSLA)强度级别和深冲等级均受到限制，不适宜作高强度原板。连续退火既能生产多种深冲等级(如CQ、DQ、DDQ等)深冲钢板，又能生产强度和深冲均好的深冲高强钢板(其中CQ―HSS强度级别为340MPa和590MPa，DQ―HSS强度级别为340MPa和440MPa，DDQ―HSS强度级别为340MPa和440MPa，BH―HSS强度级别为340MPa，DP―HSS强度级别为340MPa、440MPa、590Mpa、780MPa，TRIP―HSS 强度级别为590MPa和780MPa等等)。温度均匀性方面，全氢罩式退火以紧卷状态进行处理，热工性能差，在加热和冷却过程中，其两端、内外层和中心的温度存在一定程度的不均 热处理变形与裂纹 工件热处理后常产生变形和开裂，其结果不是报废，也要花大量工时进行修整。 工件变形和开裂是由于在冷、热加工中产生的应力所引起的。当应力超过弹性极限时，工件产生变形；应力大于强度极限时，工件产生裂纹。 热处理中热应力和组织应力是怎样产生的只有不断认识这个问题，才能采用各种工艺方法来减小和近控制这两种应力。 在加热和冷却时，由于工件热胀冷缩而产生的热应力和组织转变产生的组织应力是造成变形和开裂的主要原因，而原材料缺陷、工件结构形状等因素也促使裂纹的产生和发展。 后面主要叙述热处理操作中的变形和开裂产生原因及一般防止方法，也讨论原材料质量、结构形状等对变形和开裂的影响。 一、钢的缺陷类型 1、缩孔：钢锭和铸件在最后凝固过程中，由于体积的收缩，得不到钢液填充，心部形 成管状、喇叭状或分散的孔洞，称为缩孔。缩孔将显著降低钢的机械性能。 2、气泡：钢锭在凝固过程中会析出大量的气体，有一部分残留在处于塑性状态的金属 中，形成了气孔，称为气泡。这种内壁光滑的孔洞，在轧制过程中沿轧制方向延伸，在钢材横截面的酸浸试样上则是圆形的，也叫针孔和小孔眼。气泡将影响钢的机械 性能，减小金属的截面，在热处理中有扩大纹的倾向。 3、疏松：钢锭和铸件在凝固过程中，因部分的液体最后凝固和放出气体，形成许多细 小孔隙而造成钢的一种不致密现象，称为疏松。疏松将降低钢的机械性能，影响机 械加工的光洁度。 4、偏析：钢中由于某些因素的影响，而形成的化学成份不均匀现象，称为偏析。如碳 化物偏析是钢在凝固过程中，合金元素分别与碳元素结合，形成了碳化物。碳化物 （共晶碳化物）是一种非常坚硬的脆性物质，它的颗粒大小和形状不同，以网状、 带状或堆集不均匀地分布于钢的基体中。根据碳化物颗粒大小、分布情况、几何形 状、数量多少将它分为八级。一级的颗粒最小，分布最均匀且无方向性。二级其次，八级最差。碳化物偏析严重将显著降低钢的机械性能。这种又常常出现于铸造状态 的合金具钢和高速钢中。对热处理工艺影响很大，如果有大块碳化物堆集或严重带 状分布，聚集处含碳量较高，当较高温度淬火时，工件容易因过热而产生裂纹。但 为了避免产生裂纹，而降低淬火温度，结果又会使硬度和红硬性降低。碳化物偏析 严重将直接影响产品质量，降低使用寿命或过早报废。 5、非金属夹杂物：钢在冶炼、浇铸和冷凝等过程中，渗杂有不溶解的非金属元素的化 合物，如氧化物、氮化物、硫化物和硅酸盐等、总称为非金属夹杂物。钢中非金属 夹杂物存在将破坏基体金属的连续性，影响钢的机械性能、物理性能、化学性能及 工艺性能。在热处理操作中降低塑性和强度而且夹杂物处易形成裂纹。在使用过程 中也容易造成局部应力集中，降低工件使用寿命。夹杂物的存在还降低钢的耐腐蚀 性能。 6、白点：钢经热加工后，在纵向断口上，发现有细小的裂纹，其形状为圆形或椭圆形 的，呈银亮晶状斑点。在横向热酸宏观试样上呈细长的发裂，显微观察裂缝穿过晶 粒，裂缝附近不发现塑性变形，裂缝处无氧化与脱碳现象。这种缺陷称为白点。白 点将显著降低横向塑性与韧性，在热处理中易形成开裂。 7、氧化与脱碳：钢铁在空气或氧化物气氛中加热时，表面形成一层松脆的氧化皮，称连续退火炉基础知识
热处理变形的原因
InN薄膜的退火特性
不锈钢酸洗退火
一、不锈钢概述
1、不锈钢的发展简史 20 世纪初，冶金学家基于对铬在钢中作用的深入认识，发明了 不锈钢，结束了钢必然生锈的时代。从不锈钢的发现到工业应用大约 经历了十年。1904-1966 年法国 Guillet 首先对 Fe-Cr-Ni 合金和力 学性能进行了开创性基础研究；1907-1911 年，法国 Portevin 和英 国 Gissen 发现了 Fe-Cr 和 Fe-Cr-Ni 合金的耐蚀性并完成了 Guillet 的研究工作；1908-1911 年德 Monnartz 揭示了钢的耐蚀性原理并提 出了钝化的概念，如临界铬含量，碳的作用和钼的影响等。随后，在 欧洲和美国，钢的不锈性的实用价值被确认，工业不锈钢牌号相继问 世。1912-1914 年，Brearley 发明了含 12%-13%Cr 的马氏体不锈钢并 获得专利；1911-1914 年，美国 Dantsizen 发明了含 14%-16%Cr， 0.07%-0.15%C 的铁素体不锈钢；德国 Maurer 和 Strauss 发明了 1.0%C，15%-20%Cr，＜20%Ni 的奥氏体不锈钢。此后，在此基础上发 展了著名的 18-8 型不锈钢（0.1%C-18%Cr-8%Ni） 。在实际应用中，高 碳奥氏体不锈钢出现了严重的晶间腐蚀问题，在 Bain 提出了关于晶 间腐蚀贫铬理论之后，于 30 年代初期，在 18-8 型不锈钢的基础上发 展了含钛、铌的稳定化型奥氏体不锈钢，即 AIS1321 和 AIS1347。在 此时期还发明了铁素体—奥氏体双相不锈钢，并提出了超低碳（C≤ 0.03%）不锈钢概念，限于当时的冶金装备和工艺水平未能在工业中 应用。早在 1934 年美国 Folog 获得了沉淀硬化不锈钢专利，40-50 年代，马氏体、半奥氏体沉淀硬化不锈钢用于军事和民用工业。这类 钢以美国钢公司（U.S.Steel）成功地生产 Stainlesss W 为起点。另 外，为了节省镍资源又开发了以锰代镍的 Cr-Ni-Mn-N 系不锈钢，即 美国的 AISI200 系钢种。第二次世界大战后，随着化肥工业和核燃料 工业的发展，极大地刺激了不锈钢的研究和开发，同时由于氧气炼钢退火温度和时间对制备多晶硅薄膜的影响
常用变形铝合金退火热处理工艺规范标准
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热处理淬火及变形
JISCO冷轧工艺设备冷退火酸洗线
热处理变形
退火对ZnS薄膜光学性质和结构的影响
冷轧不锈钢的退火及酸洗工艺
减小和控制热处理变形的有效措施(1)
影响淬火热处理变形的原因
罩式退火和连续退火优缺点
热处理变形与裂纹